陈吉湘
, 林燕
CHEN Jixiang, LIN Yan
中图分类号: TG113
文献标识码: A
文章编号: 0412-1961(2016)04-0473-11
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收稿日期: 2015-07-22
网络出版日期: 2016-03-20
版权声明: 2016 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
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作者简介: 陈吉湘, 男, 1990年生, 硕士生
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摘要
选用经多向锻造和再结晶退火的晶粒组织均匀(平均晶粒尺寸为20 μm)且取向均匀的高纯Al (99.99%)为原料, 将2组平行样品分别进行等效应变ε≈2的等径角挤压(ECAP)和单向轧制(DR)变形后, 再经360 ℃再结晶退火8~90 min, 利用基于体视学原理和电子背散射衍射技术(EBSD)的五参数分析法 (FPA) 对比研究了不同变形方式对高纯Al退火再结晶晶界面取向分布的影响. 结果表明, 经变形及360 ℃退火后, 2组样品中其再结晶晶界面主要取向于低能稳定的{111}, 并主要对应于以<111>为转轴的大角度扭转晶界. ECAP与DR样品退火后的主要差异在于, 前者再结晶晶界面取向于{111}的过程较迟缓; 后者再结晶晶界面比较容易取向于{111}. 分析指出, DR变形更容易使高纯Al再结晶晶面取向于低能稳定的{111}, 更有益于晶界特征分布的优化. 这与DR变形形成的<110>//ND织构导致其再结晶退火过程中晶粒容易长大有关.
关键词：
Abstract
It is quite different from those low to medium stacking fault energy face-centered cubic metals, Al and most its alloys are not applicable to twin-induced grain boundary engineering processing due to their high stacking fault energy. In order to optimize the grain boundary character distribution so as to remarkably better the properties of Al and its alloys, it is necessary at first to study the grain boundary plane distributions. In this work, two parallel high purity (99.99%) Al specimens, which were prepared by multi-directional forging followed by recrystallization annealing resulting in a homogeneous microstructure with averaged grain size around 20 μm, were separately processed by equal channel angular pressing (ECAP) and direct rolling (DR) with true strain ε≈2 followed by a recrystallization annealing at 360 ℃ for 8~90 min. Then, the grain boundary plane distributions were characterized by five-parameter analysis (FPA) based on stereology method and electron backscatter diffraction (EBSD). The results show that the grain boundary planes of the specimens as processed mainly orient on {111}, mostly corresponding to the <111> twist high angle boundaries. It is due to the energy minimum of {111}. The primary difference of grain boundary plane distributions between ECAP and DR specimens lies in the behaviors of grain boundary planes orienting onto {111}. For ECAP specimens, it is slow the grain boundary planes orienting onto {111}. However, for DR specimens, it is quite easy the grain boundary planes orienting onto {111}. Discussions pointed out, compared with ECAP deformation, DR deformation is more efficient for grain boundary plane orienting onto {111} in the subsequent recrystallization annealing and thus is more in favor of the optimization of grain boundary character distribution. It could be attributed to the development of <110>//ND textures during DR deformation which results in the fast grain growth in the subsequent recrystallization annealing.
Keywords：
上个世纪80年代, Watanabe[1] 曾提出了“晶界设计与控制”(grain boundary design and control, GBDC)这一概念, 其中心思想是, 在重位点阵(coincidence site lattice, CSL)晶界[2]框架内, 通过改变合金化和优化加工方法, 大幅度增加特殊晶界的比例, 改善某些多晶材料的使用性能, 如金属材料的晶界腐蚀抗力和高温蠕变抗力等[3,4]. 后来, 这一概念被逐渐发展成为“晶界工程”(grain boundary engineering, GBE)[5], 也称作晶界特征分布(grain boundary character distribution, GBCD)优化. 近年来, GBE研究主要是在CSL晶界框架内, 采用取向差三参数表征晶界特征, 针对中低层错能fcc金属如Pb-Ca合金[6~9]、 镍基合金[10]、 奥氏体不锈钢[11~14]等的GBCD优化研究, 并取得了一定进展. 应该指出, 上述材料GBCD的演化是基于退火孪生的[15], 经过适当的形变退火处理, 其CSL特殊晶界占总晶界的比例可达到80%, 其中的80%是Σ3晶界, 而Σ3晶界中的80%又是低能稳定的共格Σ3晶界(亦即共格孪晶界), 即真正意义上的特殊晶界. 在这种情形下, 采用取向差三参数表征晶界特征的GBCD优化研究是可行的. 在实际研究中, 只要以取向差三参数表征技术测定特殊晶界的比例达到80%左右, 材料中共格Σ3晶界的比例就能保持在50%左右, 进而保证材料有足够的晶界失效抗力.
作为一种重要的工程材料, Al及其合金有着非常广泛的应用. 如Al-Zn-Mg系列与Al-Mg-Si系列合金具有高的比强度、良好的焊接性能和断裂韧性, 是比较理想的地面装甲车辆、军工设备、航空航天器用轻质焊接结构材料. 但是, 此类金属也存在晶界失效的问题[16~18]. 因此, 通过GBE技术优化铝合金的GBCD以显著提高其晶界失效抗力正成为此类金属材料的一个重要研究方向. 然而, 由于Al及其多数合金属于高层错能fcc金属, 其形变后的退火孪生能力很弱, 再结晶组织中特殊晶界占总晶界的比例很少, 不能按照传统的以取向差表征晶界特征的GBE研究思路优化其晶界特征分布以改善其晶界失效抗力, 而必须采用五参数分析(five parameter analysis, FPA)[19]方法首先研究其晶界面的取向分布. 在此基础上, 进一步结合晶界的界面匹配模型[20], 确认各种晶界的结构和特性后, 才能进一步指导Al及其合金的GBE研究.
为此, 本课题组[21]曾对单向冷轧(direct rolling, DR)高纯Al再结晶晶界面的取向分布做了初步探索, 得到一些有价值的结果. 考虑到不同的变形方式会在金属材料中引入不同的变形亚结构, 其再结晶行为会有所不同, 并可能对再结晶晶界面的取向分布产生影响, 本工作将采用等径角挤压(equal channel angular pressing, ECAP)[22]和DR 2种方式首先对高纯Al进行变形, 然后利用FPA方法研究其再结晶晶界面的取向分布, 为今后铝合金的GBE研究提供依据.
实验用料是经区域熔炼的纯度为99.99%(质量分数)的高纯Al. 首先, 对试样进行真应变约为4的室温多向锻造, 锻造后的试样在400 ℃真空保温1 h, 得到平均晶粒尺寸约为20 μm且取向均匀的再结晶组织, 如图1所示. 然后, 从试样上切取多个尺寸为12 mm×12 mm×50 mm的条状样品, 分成2组. 其中一组样品通过自制的模具进行ECAP变形, 如图2所示. 采用样品不旋转2道次室温ECAP变形, 每道次变形的等效真应变约为1, 累计真应变为2. 另一组样品进行压下量87%的室温DR变形, 其真应变也为2. 在Bruker Advance D8 X射线衍射仪(XRD)上通过阶梯扫描模式测取ECAP和RD变形样品的XRD谱. 最后, 从变形样品上切取多个小试样并在300~380 ℃温区内进行真空退火实验, 以确定适合本研究的恰当的退火温度. 结果表明, 退火温度低于360 ℃时, 晶粒长大过于缓慢, 不利于对再结晶过程中晶界行为的研究; 退火温度大于360 ℃时, 再结晶过程中晶粒发生异常长大, 不便于对样品进行大量的晶界统计分析. 因此, 本研究确定对ECAP和RD变形样品进行360 ℃真空退火处理, 保温时间为8, 15, 30, 60和 90 min.
图1 等径角挤压(ECAP)和单向轧制(DR)变形前高纯Al的取向成像图(OIM)
Fig.1 Orientation image microscopy (OIM) of high purity Al before equal channel angular pressing (ECAP) and direct rolling (DR)
图2 ECAP示意图
Fig.2 Schematic of ECAP (ND—normal direction, ED—extruded direction, TD—transverse direction)
将上述经ECAP和DR变形并退火的试样进行必要的表面处理和电解抛光后, 在配有EBSD附件的 Sirion-450场发射扫描电镜(SEM)上进行晶粒取向的测定, 且每组试样均扫测多个面积为1 mm×1 mm的区域, 确保被扫描的晶粒数不低于2×104 或晶界条数不少于5×104. 利用Manager软件对EBSD原始数据进行适当的处理, 给出二维取向成像(orientation image microscopy, OIM)图、 KiKuchi带衬度(band contrast, BC)图、晶界取向差分布图以及晶粒取向分布函数(orientation distribution function, ODF)截面图. 利用TSL-OIM6分析软件, 重构出所有晶界的迹线, 并计算出晶界迹线在晶体学空间的取向. 对于少量的弯曲晶界(非平面晶界), 则利用多段直线逼近的办法确定其迹线. 采用Rohrer经晶体织构修正的FPA方法[23]来确定晶界面取向的五参数分布函数λ(Δg, n), 其中Δg是相邻2个晶粒之间的取向差矩阵, n为晶界面法线方向在晶体学空间的取向. Δg给出可唯一确定晶界面取向5个参数中的3个, 晶界迹线在晶体学空间的取向可确定第4个, 而第5个参数位于晶界迹线的晶带大圆上, 这第4和第5个参数也就是n所包含的2个参数. 应用体视学原理[24], 以晶界迹线的长度分数来表征实际情况下晶界的面积分数, 并经过统计学分析[19,25]后便可给出晶界面的取向分布结果. 通常以晶界面随机取向强度的倍数(multiple of random distribution, MRD)来表示实际晶界面的取向分布强度. 对于立方晶体, 一般把晶界面的取向分布投影在(001)内.
图3和4为2组试样的OIM和BC图. 从试样的BC图中可以清晰地观察到, ECAP和DR试样退火8 min已完成了再结晶, 总体上, 晶粒组织都比较均匀. 延长退火时间至90 min, 2组试样的晶粒都有明显的长大, 且晶粒尺寸保持相对均匀, 晶粒形状保持相对稳定, 这是典型的正常晶粒长大. 从图3c和4c可以看到, 2组试样的晶粒已基本完成等轴化, 而且大部分的三叉晶界呈现出两两之间趋向于稳定的120°, 这是一种稳定的再结晶组织. 对比2组试样的OIM图(图3a, 3c, 4a, 4c)可以看出, ECAP和DR试样的再结晶晶粒取向有明显的差异. 图3a和c中, 各种颜色的晶粒都有, 且分布比较均匀, 表明ECAP试样的再结晶晶粒取向相对比较均匀, 不存在强的晶体取向织构; 相反, 图4a和c中, 绿色晶粒占大多数, 表明DR试样的再结晶晶粒形成了强的<110>//ND织构. 进一步对照考察ECAP和DR变形试样的XRD谱 (图5), 可以看出, 前者的谱线强度分布与纯Al标准谱(PDF#04-0787)是一致的, 而后者则不然, 其{111}的衍射峰几乎消失, 取而代之的是{220}的衍射峰得到显著加强. 由此可见, ECAP和DR试样的再结晶晶粒取向有“遗传”于变形态晶粒取向的可能, 再一次表明, 变形高纯Al的再结晶很可能就是一种所谓的“连续再结晶”[26]. 图6给出了晶粒尺寸与退火时间的关系. 可以看出2组试样的晶粒尺寸均随退火时间的延长而增加, 不同的是, DR试样在再结晶退火过程中其平均晶粒尺寸要明显大于ECAP试样, 表明DR变形试样中形成的较强的<110>//ND织构可能更有利于其在后续退火过程中晶粒的长大.
图3 ECAP高纯Al经360 ℃退火后的OIM 和KiKuchi带衬度(BC)图
Fig.3 OIMs (a, c) and band contrast (BC) map (b) of high purity Al annealed at 360 ℃ for 8 min (a, b) and 90 min (c) after ECAP
图4 DR高纯Al经360 ℃退火后的OIM 和BC图
Fig.4 OIMs (a, c) and BC map (b) of high purity Al annealed at 360 ℃ for 8 min (a, b) and 90 min (c) after DR
图6 ECAP和DR变形高纯Al在360 ℃退火过程中晶粒尺寸与退火时间的关系曲线
Fig.6 Curves of grain size vs annealing time for ECAP and DR high purity Al during annealing at 360 ℃
图7是ECAP和DR变形试样在360 ℃再结晶退火后的晶体取向等Euler角(ϕ2) ODF截面图. 可以看出, ECAP变形试样在退火8 min时形成了中等强度的{011}<100>Goss织构和弱的{013}<362>织构(图7a ); 退火时间延长至90 min时, Goss织构的强度明显减弱, 并且逐渐向{012}<100>织构转化, 此时, {013}<362>织构的强度变化不大(图7b). DR变形试样在退火8 min时形成了强的{100}<001>立方织构(Cube)以及较强的Goss织构(图7c); 退火90 min后, 立方织构明显减弱, 而Goss织构则明显增强(图7d).
图7 ECAP和DR变形高纯Al经过360 ℃退火后的晶粒取向分布函数(ODF)截面图
Fig.7 Orientation distribution function (ODF) sections of high purity Al annealed at 360 ℃ for 8 min (a, c) and 90 min (b, d) after ECAP (a, b) and DR (c, d) (ϕ1, Φ and ϕ2 are the three Euler angles presenting crystallographic orientation in the specimen reference frame)
可见, ECAP和DR变形试样在再结晶退火过程中其显微组织结构的规律性变化是在晶粒长大过程中发生的, 伴随晶界的迁移和重构.
图8是ECAP和DR变形试样经360 ℃退火8和90 min后晶界取向差分布图. 可以看出, 对于ECAP试样, 从退火8到90 min (图8a和b), 除了总体上小角度晶界有所减少、大角度晶界有所增加外, 晶界取向差分布均明显偏离随机分布[27] , 均在约10°处存在一个小的峰值(图中实线包络线A和B处). 对于DR试样, 其退火8 min 时的晶界取向差分布(图8c)与经历相同时间退火的ECAP试样基本相同, 也在约10°处存在一个小的峰值(图中实线包络线C处); 当退火时间延长至90 min时, 晶界取向差分布发生显著变化, 表现为10°小峰基本消失, 取向差总体分布基本符合随机分布(图8d). 从图8还可以看出, 不论是ECAP还是DR试样, 再结晶退火后, 其小角度晶界的比例均低于25%, 大角度晶界是其晶界的主要部分. 在此, 需要特别指出的是, 作者曾报道过DR变形试样经再结晶退火后其小角度晶界超过了70%[21], 与本工作的结果存在很大差异. 这与先前采用区域熔炼的粗晶试样直接进行DR变形有关, 因为试样中的多数粗晶在DR变形后的再结晶退火过程中会经过连续再结晶[26] 形成由小角度晶界连接而成的细晶团簇, 这种细晶团簇的尺寸往往比变形前粗晶的尺寸更大, 其内部有大量的小角度晶界, 导致再结晶组织中小角度晶界的比例很高.
图8 ECAP和DR变形高纯Al经360 ℃退火后的取向差分布
Fig.8 Misorientation distributions of high purity Al annealed at 360 ℃ for 8 min (a, c) and 90 min (b, d) after ECAP (a, b) and DR (c, d)
图9是ECAP和DR试样在360 ℃退火8和90 min后包含所有取向差晶界在内的全谱晶界面取向分布在{001}上投影的结果. 可以看出, 总体上2组试样的晶界面取向分布存在一定共性, 退火8和90 min的试样的晶界面取向主要分布在{111}上, 而在{100}的取向分布强度低于随机分布强度. Li等[28]和Beladi等[29]对完全奥氏体高锰钢及纯Ni晶界面取向分布与晶面能量分布之间相关性的研究中曾指出, 晶界面取向分布强度与晶面能量成反比, 即晶面能量越低, 则晶界面取向分布强度越高; 反之亦然. Wen和Zhang[30]研究表明, 在fcc结构中, {111}比其它2个低指数晶面{100}和{110}能量更低. 因此, 可认为, 变形高纯Al在再结晶退火过程中, 其晶界面取向会尽可能地分布在能量较低的{111}上.
图9 ECAP和DR变形高纯Al在360 ℃退火后全谱晶界面取向分布
Fig.9 Grain boundary plane distributions of high purity Al annealed at 360 ℃ for 8 min (a, c) and 90 min (b, d) after ECAP (a, b) and DR (c, d) (Plotted in stereographic projection along [001]. The spreading of intensity away from the ideal <111> position is shown by the red circles. MRD—multiple of random distribution)
结合图8给出的晶界组成及取向差分布, 并仔细分析图10和11给出的具有某种特定取向差晶界的晶界面取向分布结果, 可以清楚地看到, 上述全谱统计中, 晶界面取向在{111}上的晶界主要包含以<111>为转轴的大角度扭转晶界(图10); 当然, 也包含部分小角度晶界, 只是对于经历不同方式变形和不同时间退火的试样, 其所包含的小角度晶界的类型明显不同. 以[111]/10°为取向差的小角度晶界为例(图11), 退火8 min的ECAP试样不包含取向在 {111}的小角度晶界(图11a); 退火90 min的ECAP试样包含[111]/10°扭转型晶界(图11b中A位置); 退火8 min的DR试样包含[111]/10°扭转型晶界(图11c中A位置); 退火90 min的DR试样则基本不包含晶界面取向在{111}上的小角度晶界. 以[100]和[110]为转轴的不同取向差小角度晶界也同样存在这种差异. 造成这些差异的原因应与2种不同方式变形引入不同变形组织(图5)以及由此导致的不同再结晶行为(图6)有关.
图10 ECAP和DR变形高纯Al经360 ℃退火后以[111]/50°为取向差的大角度晶界面分布
Fig.10 Grain boundary plane distributions for [111]/50° mis-oriented high angle grain boundaries of high purity Al annealed at 360 ℃ for 8 min (a, c) and 90 min (b, d) after ECAP (a, b) and DR (c, d)
图11 ECAP和DR变形高纯Al经360 ℃退火后以[111]/10°为取向差的小角度晶界面分布
Fig.11 Grain boundary plane distributions for [111]/10° mis-oriented low angle grain boundaries of high purity Al annealed at 360 ℃ for 8 min (a, c) and 90 min (b, d) after ECAP (a, b) and DR (c, d)
进一步对比2组试样在退火过程中晶界面的分布情况(图9), 可以发现, 虽然ECAP和DR变形的试样在360 ℃退火8 min后晶界面主要取向分布在{111}(其次是{110}及以<110>为晶带轴的部分晶面上), 但2者之间又存在明显差异, 表现为DR试样的晶界面在{111}的取向强度超过随机取向强度的26%, 而ECAP试样只超过随机取向强度的18%, 其原因可能与这2种不同方式变形引入的变形组织有关(图5和6). 也就是说, DR变形在试样中形成很强的<110>//ND织构, 不仅促进了后续退火过程中晶粒的长大, 而且有利于退火过程中立方织构和Goss织构的形成以及晶界面在{111}的取向; 当退火时间延长至90 min时, ECAP试样中晶界面在{111}上的取向强度明显增大的同时, 也向能量更高的{223}漫散(图9b), 这种反常现象可能与退火过程中织构的变化有关. 如前文所述, 退火过程中, ECAP试样中的Goss织构逐渐向{012}<100>织构转变(图7a和b), 处于这2个织构之间的任意2个晶粒之间存在以<100>为转轴的小角度取向差关系, 晶界面取向于{111}的同时, 也部分取向于{223}, 形成能量较低的倾侧型小角度晶界, 这一点也可以从图11b得到进一步验证. 当然, 这个问题还有待深入研究. 相比于退火90 min的ECAP试样, 经相同条件退火的DR试样, 其晶界面取向分布变得更为集中, 表现为集中分布在{111}及其周围不超过20°范围内(图9d红色圆圈所示), 不像ECAP试样那样部分晶界面取向在{110}上(图9b绿色区域), 说明经DR变形的试样更容易在后续退火过程中使其晶界面取向于低能稳定的{111}, 对改善材料的与晶界相关的各种使用性能是有益的.
此外, 需要特别指出, 虽然2组试样中小角度晶界占总晶界的比例较低, 不超过25%, 远不像文献[21]报道的高达74%, 但本工作2组试样中小角度晶界之晶界面的取向分布表现出鲜明的规律性. 仍以[111]/10°为取向差的小角度晶界为例(图11), ECAP 试样经8 min退火后, 小角度晶界尚没有取向于{111}, 而是取向于能量稍高的{110}(图11a); 只有当退火时间达到90 min时, 小角度晶界才取向于{111}(图11b). 相反, DR 试样经8 min退火后, 小角度晶界就已取向于{111}(图11c); 当退火时间达到90 min时, 小角度晶界转而取向于{112} (图11d). 考虑到变形金属材料在再结晶退火过程中小角度晶界一般来自于亚晶的合并[26], 小角度晶界的行为也是变形组织再结晶行为的反映. 本工作得到的上述2组试样小角度晶界面取向分布的变化规律进一步说明: 相比于ECAP变形组织, DR变形组织更容易在后续退火过程中发生再结晶, 在退火过程中, 其小角度晶界更“活跃”, 有利于晶粒的长大, 在这个过程中, 其小角度晶界面取向也在发生快速改变, 这也是DR变形试样在退火过程中其晶界面能够很快集中取向于{111}晶面的原因.
如图12所示, ECAP和DR变形高纯Al在360 ℃再结晶退火过程中形成了一定数量的重位点阵(coincidence site lattice, CSL)晶界, 在这些CSL晶界中Σ3晶界占主体部分, 其次是Σ7和Σ11. 随退火时间的延长, Σ3晶界的比例有所增加, 但其比例均不超过5%, 这与本课题组前期报道[8]的中低层错能fcc金属中Σ3晶界的比例相差甚远, 其原因在于高层错能fcc金属Al在退火过程中容易发生交滑移, 大大降低了生成孪晶界的机率. 在退火过程中, 这些特殊晶界所处的晶界面是否存在择优特性也是一个值得探讨的问题.
图12 ECAP和DR变形高纯Al在360 ℃退火后CSL晶界的分布
Fig.12 CSL grain boundary distributions of high purity Al annealed at 360 ℃ for 8 and 90 min after ECAP (a) and DR (b)
如图13和14所示, Σ3和Σ7晶界面主要取向分布在以(111)极点为中心的漫散区域, 不同退火状态的试样Σ3和Σ7晶界面在(111)面上呈现出不同漫散范围, 形成了[111]扭转型晶界和其它混合型晶界. 可以看出, 相对于ECAP试样, DR试样的Σ3晶界面分布偏离(111)极点的范围更小, 强度更高 (图13a, d和14a, d), 表明DR试样中共格Σ3晶界的比例要比ECAP试样高. 对于Σ11晶界而言, 2组试样在退火8 min后其晶界面主要取向分布在[110]晶带内的部分晶面上, 形成[110]倾侧型晶界, 以及分布在其它晶面, 形成混合型晶界(图13c和14c). 随着退火时间延长至90 min, ECAP试样中Σ11晶界面主要取向分布在(114)和(112)晶面上, 其取向强度有所增加(图13f), 而在DR试样中该类晶界主要取向分布在{103}晶面和其他晶面上, 但其取向强度变化不大(图14f).
图13 ECAP高纯Al经360 ℃退火后CSL晶界的晶界面分布
Fig.13 CSL grain boundary plane distributions of high purity Al annealed at 360 ℃ for 8 min (a~c) and 90 min (d~f) after ECAP
图14 DR高纯Al经360 ℃退火后CSL晶界的晶界面分布
Fig.14 CSL grain boundary plane distributions of high purity Al annealed at 360 ℃ for 8 min (a~c) and 90 min (d~f) after DR
(1) 平均晶粒尺寸为20 μm且组织和取向均匀的高纯Al经ECAP和DR变形后再经360 ℃退火, 其再结晶晶界组成中大角度晶界占主体部分, 晶界面取向主要分布在{111}晶面上, 主要来自于以<111>为转轴的大角度扭转晶界.
(2) 相比于ECAP变形, DR变形更有利于高纯Al在后续再结晶退火过程中晶界面集中取向于低能稳定的{111}晶面上, 更有益于晶界特征分布的优化.
(3) ECAP和DR变形高纯Al经360 ℃退火后所形成的低Σ CSL晶界主要包括Σ3, Σ7和Σ11, 这类晶界占总晶界的比例很低(不超过7%), 其晶界面主要取向在{111}晶面上.
感谢美国Carnegie Mellon University材料科学与工程系Gregory S Rohrer教授在有关晶界面取向分布五参数分析工作中的热情帮助.
The authors have declared that no competing interests exist.
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